(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｏ：０．２０％以上０．４０％未満、Ｆｅ：０．１０％以上０．４０％未満、Ｎ：０．０１０％未満を含有し、残部チタン及び不可避的不純物からなり、
集合組織において、六方晶構造を有するα相の（０００１）面の法線方向であるｃ軸の分布をＸ線にて測定した場合に、前記ｃ軸が、板面に垂直な方位に対して１０°以上３０°以下に傾斜した範囲に５０％以上存在することを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度純チタン板。
【請求項２】
請求項１に記載の化学成分を有する純チタン板において、加熱温度を８４０℃以上９２０℃未満として一方向に圧下率９５％以上の熱間圧延を行った後、焼鈍を行わないか、あるいは６５０℃以下で３分以下の焼鈍を行うことを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度純チタン板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐衝撃性に優れた硬質純チタン板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
軽量で耐食性に優れた純チタンは多様な用途で使用されているが、そのなかでもＪＩＳ３種や４種のように酸素や鉄の固溶元素を一定量以上含有し、１種や２種と比較して強度の高い工業用純チタン板は、構造用部材の一部として使用される場面が多い。
このような高強度純チタン板は、ＪＩＳ１種や２種の比較的低強度の純チタン板と同様に、熱間圧延および／あるいは冷間圧延によって製造される。しかし、高強度であるがゆえに延性に乏しく、特に冷間加工する場合に破断したり、使用中に衝撃荷重を受けて破断したりする懸念がある。
特に、酸素を一定量以上含有する高強度純チタンでは、双晶の発生が抑制されることで塑性変形による衝撃吸収能が減少するため、耐衝撃性は不可避的に低い。従って、改善の余地は乏しいと考えられていたが、これまでに、集合組織を制御したり冷間加工を加えたりすることで、耐衝撃性を改善する技術が開示されている。
【０００３】
例えば、特許文献１においては、Ｏ、Ｎ、Ｃの合計が０．０４〜０．２７質量％、Ｆｅが０．１質量％以下、残部がＴｉおよび不可避的な不純物よりなり、且つ冷間加工により硬化させることにより硬度が一定の範囲となることを特徴とする耐衝撃用冷間加工硬化チタン成品が開示されている。しかし、当該技術は、衝撃物がチタン板面にぶつかって貫通することを想定した耐衝撃性、即ち耐弾性を規定したものあり、本発明のような板面方向に進展するき裂に対する耐衝撃性に言及したものではない。
以後、本明細書で用いる耐衝撃性とは、シャルピー試験等で評価の対象とされる、板面方向に進展するき裂に対する耐衝撃性を意味する。そしてこのような、板面方向に進展するき裂に対する耐衝撃性が優れることで、例えば、前記のように冷間加工する場合に発生する破断を避けることができる。即ち、冷間加工時の歩留まりを上げ、コストを下げることができる。また歩留のほかに、チタン板を冷間圧延する際にコイルの破断を抑制できるため、延性回復のための中間焼鈍が必要となる限界圧下率を大きくして生産能率を上げることができる。
【０００４】
また、純チタンやチタン合金と集合組織との耐衝撃性については、種々検討されている。以下に、図１を用いて、純チタンの集合組織と耐衝撃性について説明する。なお、図１は、チタンα相の六方晶構造（ｈｃｐ）の（０００１）結晶面の法線方向であるｃ軸方位の表し方を示したものである。また、図１において、板面法線方向をＮＤ、圧延方向（板長手方向）をＲＤ、これらの方向に垂直な方向、即ち板幅方向をＴＤとする。
純チタン板の代表的な圧延集合組織には、ｃ軸がＮＤ方向に集積したＢ−ｔｅｘｔｕｒｅ、ｃ軸がＴＤ方向に集積したＴ−ｔｅｘｔｕｒｅ、ｃ軸がＮＤからＴＤ方向に約３５°傾いた方位に集積したＳｐｌｉｔＴＤ−ｔｅｘｔｕｒｅがある。従来、上記の集合組織の中で、耐衝撃性にはＢ−ｔｅｘｔｕｒｅが最も有利と考えられていた。それは、板面に平行な方向への塑性変形が容易であるため、衝撃吸収エネルギーが最も高くなるためと考えられる。しかしながら、このように耐衝撃性の向上に有効なＢ−ｔｅｘｔｕｒｅを得るためには、圧延方向を途中で９０°変更するクロス圧延を行う必要があり、長尺品の製造には適用出来ず、またコスト高にもなる。一方、Ｔ−ｔｅｘｔｕｒｅやＳｐｌｉｔＴＤ−ｔｅｘｔｕｒｅは、き裂が進展する方向によって衝撃値が大きく変化する性質を有するため、耐衝撃性の向上のためには推奨されない。
【０００５】
特許文献２には、ビッカース硬さが１２５〜２２０で、且つ板面上の六方晶（０００２）結晶面正極点図にて指数αが０．４〜１．０であることを特徴とする耐衝撃性に優れたチタン板が開示されている。指数αは、板面方向から測定した六方晶（０００２）結晶面の正極点図において、強度を１５等分して作成した下から４番目の強度等高線がＲＤ軸およびＴＤ軸と交差する点の比である。αが計算上の最大値１．０を示すのは、ｃ軸がＲＤ方向とＴＤ方向に等しく分布している場合であり、すなわち典型的なＢ−ｔｅｘｔｕｒｅの場合である。αが計算上の最小値０を示すのは、ｃ軸のＴＤ方向あるいはＲＤ方向のどちらかへの傾斜が全くない場合であり、通常の工業的な圧延では生じにくい集合組織である。αが０．４〜１．０の範囲とは、ｃ軸方位が、ＲＤおよびＴＤ方向に概ね等しく分布するＢ−ｔｅｘｔｕｒｅに近い状態を示すと解釈できる。また、請求項３〜５には、互いに直交する方向に圧延することが示されており、従来から知られているＢ−ｔｅｘｔｕｒｅを形成する方法が示されていると言って良い。しかし、当該技術は、特許文献１と同様に、物体がチタン板面にぶつかることを想定しており、物体が貫通するか否かを耐衝撃性として規定したものあり、本発明のような板面方向に進展するき裂に対する耐衝撃性に言及したものではない。
以上のように、純チタン板における板面方向のき裂進展に対する耐衝撃性を高める技術は開示されていなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第４０６５６４４号公報
【特許文献２】特開２００３−１４７４６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
そこで、本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、耐衝撃性の乏しい室温引張強さが６００ＭＰａ以上の高強度工業用純チタン板の使用環境に制限なくその利用を容易にしたり、利用方法を拡大したりするために、熱延条件や焼鈍条件を規定し、圧延集合組織の結晶方位を適正に制御することによって、従来よりも耐衝撃性に優れた高強度工業用純チタン板を低コストで提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記目的を達成するために、板の圧延集合組織が板面方向のき裂進展に対する耐衝撃性に与える影響を鋭意調査した。
ここで、耐衝撃性の評価には、板厚を貫通するノッチを有し、板面に平行な方向にき裂が進展する２ｍｍＶノッチ衝撃試験片を用いて室温でシャルピー衝撃試験を行った場合の衝撃値を用いる。
また、室温引張強さが６００ＭＰａ以上の工業用純チタンを対象として調査した。これは、室温引張強さが６００ＭＰａ未満の場合には延性が充分にあり、衝撃特性の改善を必要としていないためである。
【０００９】
また、本発明者らは、酸素や鉄などの固溶元素が多く、強度が高い純チタンの場合には衝撃値が低下することは明らかであるため、耐衝撃特性について本発明における純チタン板と従来の純チタン板とを比較する際に、同じ酸素当量を有する純チタン板を採用して衝撃値を求めた。本発明では、下記（１）式で示す酸素当量Ｏｅｑに対する衝撃値が従来よりも高い純チタン板を得ることを狙いとして調査を行った。
酸素当量Ｏｅｑ＝［Ｏ］＋０．１［Ｆｅ］＋２．７７［Ｎ］・・・（１）
［Ｏ］：Ｏの含有量（質量％）
［Ｆｅ］：Ｆｅの含有量（質量％）
［Ｎ］：Ｎの含有量（質量％）
なお、本発明における酸素当量Ｏｅｑは、後述する本発明の成分範囲、Ｏ：０．２０％以上０．４０％未満、Ｆｅ：０．１０％以上０．４０％未満、Ｎ：０．０１０％未満であれば、０．２１〜０．４６の範囲となる。
【００１０】
また、本発明者らは、純チタン板の集合組織に着目して鋭意検討を重ね、ＮＤ方向に対するｃ軸の傾きを制御するとともに、このｃ軸のＮＤ方向に対する傾きを所定の範囲内となるようすることにより耐衝撃性が向上することを見出した。
【００１１】
ここで、従来では、上述したように、ｃ軸がＮＤ方向に集積したＢ−ｔｅｘｔｕｒｅを得るためには、圧延方向を途中で９０°変更するクロス圧延、つまり多方向にわたる圧延を行わなければならなった。しかし、本発明者らが合金組成、圧延条件と集合組織の関係を調査研究したところ、一方向に圧延した板においても、ｃ軸方位がＲＤ方向やＴＤ方向に限定されず、ＮＤ方向からわずかに傾斜した集合組織を形成させることができることを見出した。
【００１２】
さらに、一般には、熱間圧延材を焼鈍して延性を回復させることが、高い破壊靭性（衝撃値）を得るために有利であると考えられる。しかし、発明者らの試験の過程で明らかになったように、結晶粒が微細で、かつ、その方位が一定の範囲に分散した状態であれば、衝撃値（衝撃吸収エネルギー）は増加する。これは、異方性の強い六方晶では破面を形成しやすい方位が限られており、破壊進展の過程で、破面の方位が細かく分散されていることにより多量のエネルギーが消費されるためと推定される。従って、焼鈍を施すことで再結晶によって特定の結晶方位が支配的になることは、高い衝撃値を確保することができる本推定メカニズムに対して、かえって不利となる。
またさらに、最終圧延を冷間で行うと、歪みの蓄積などにより延性および衝撃値が低下することは明らかであるため、熱間圧延を行うことが必要である。
【００１３】
以上のように、圧延集合組織および焼鈍条件を適正に調整することで、耐衝撃性に優れた純チタン板を製造可能なことを見出すにいたった。
上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｏ：０．２０％以上０．４０％未満、Ｆｅ：０．１０％以上０．４０％未満、Ｎ：０．０１０％未満を含有し、残部チタン及び不可避的不純物からなり、
集合組織において、六方晶構造を有するα相の（０００１）面の法線方向であるｃ軸の分布をＸ線にて測定した場合に、前記ｃ軸が、板面に垂直な方位に対して１０°以上３０°以下に傾斜した範囲に５０％以上存在することを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度純チタン板。
（２）上記（１）に記載の化学成分を有する純チタン板において、加熱温度を８４０℃以上９２０℃未満として一方向に圧下率９５％以上の熱間圧延を行った後、焼鈍を行わないか、あるいは６５０℃以下で３分以下の焼鈍を行うことを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度純チタン板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、従来の純チタン板を上回る耐衝撃性を有した純チタン板を提供することができる。また、本発明に係る純チタン板は、元素添加による組織制御を行うことなく優れた耐衝撃性を付与させることができるため安価であることから、広範な利用が可能であり、その効果を幅広く得ることが可能になることから、産業上の効果は計り知れない。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】純チタン板の結晶配向を説明する図である。
【図２】ｃ軸の集積度を示す（０００２）極点図の例である。
【図３】ｃ軸の方位角（傾き）θとＸ線相対強度分布の関係図である。
【図４】酸素当量Ｏｅｑと、衝撃値の関係の図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の高強度純チタン板について詳しく説明する。
【００１７】
本発明の高強度純チタン板は、質量％で、Ｏ：０．２０％以上０．４０％未満、Ｆｅ：０．１０％以上０．４０％未満、Ｎ：０．０１０％未満を含有し、残部チタン及び不可避的不純物からなり、集合組織において、六方晶構造を有するα相の（０００１）面の法線方向であるｃ軸の分布をＸ線にて測定した場合に、前記ｃ軸が板面に垂直な方位に対して１０°以上３０°以下に傾斜した範囲に５０％以上存在することを特徴とする。
以下、本発明の高強度純チタン板の組成を限定した理由について説明する。なお、％の表記は特に断りがない場合は質量％を意味する。
【００１８】
（Ｏ：０．２０％以上０．４０％未満）
酸素は、α相を固溶強化する元素であり、強度調整のため添加量を調整される。室温強度６００ＭＰａ以上を得るためには０．２０％以上の添加が必要であることから０．２０％以上とした。一方、０．４０％以上の添加では、著しく高強度、低延性となり実用性に乏しいため、０．４０％未満とした。強度−延性のバランスを考慮すると、好ましくは０．２２％以上０．３７％未満である。
【００１９】
（Ｆｅ：０．１０％以上０．４０％未満）
鉄は、β相を固溶強化する元素であり、強度調整のため０．１０％以上とした。好ましくは０．１２％以上である。一方、０．４０％以上の添加では、著しく高強度、低延性となり実用性に乏しいため、０．４％未満とした。好ましくは０．３５％未満である。
【００２０】
（Ｎ：０．０１０％未満）
窒素は、酸素と同様にα相を固溶強化する元素である。積極的に添加しない場合にも不可避的に混入するものであるが、工業的に通常のレベルである０．０１０％未満とした。
【００２１】
また、本発明の高強度純チタン板において、下記式（１）によって求められる酸素当量Ｏｅｑが０．２１〜０．４６の範囲となるよう、上記３元素の含有比率を設定することが好ましい。
酸素当量Ｏｅｑ＝［Ｏ］＋０．１［Ｆｅ］＋２．７７［Ｎ］・・・（１）
［Ｏ］：Ｏの含有量（質量％）
［Ｆｅ］：Ｆｅの含有量（質量％）
［Ｎ］：Ｎの含有量（質量％）
本発明では、ＯやＦｅなど、強度の上昇に寄与する元素を調整し、６００ＭＰａ以上の強度を確保すべく、Ｏｅｑを０．２１以上とすることが好ましい。一方、Ｏｅｑが大きすぎると、強度が高くなりすぎて延性が劣化するおそれがあるため、その上限を０．４６とすることが好ましい。
【００２２】
次に、本発明の高強度純チタン板の集合組織、特に、α相のｃ軸方位について限定した理由を示す。
まず、チタンα相のｃ軸方位の表し方を図１に示す。上述したように、α相のｃ軸とは、六方晶構造の底面である（０００１）面の法線方向に相当する。また、図１において、板面法線方向をＮＤ軸（ＮＤ方向）、圧延方向（板長手方向）をＲＤ軸（ＲＤ方向）、これらの方向に垂直な方向、即ち板幅方向をＴＤ軸（ＴＤ方向）とした場合、ＮＤ軸とｃ軸のなす角度をθ、また、ｃ軸を板面に投影して得られる線とＴＤ軸とのなす角度、つまりｃ軸とＮＤ方向を含む面がＮＤ方向とＴＤ方向を含む面となす角度をφとする。本発明において、ｃ軸の傾きは、これら角度θ、及び角度φを用いて表す。
【００２３】
本発明では、六方晶を構成する面のうち破壊進展の過程で破面となる方位を、一定の範囲内に細かく分散させた状態とすることが非常に重要である。つまり、破面を形成しやすい方位が限られた六方晶のｃ軸を、板面法線方向に対して所定の角度傾斜した領域内に存在させることにより、き裂の進展方向が分散され、耐衝撃性を向上させることができる。
本発明者らは、このｃ軸を、板面法線方向に対して１０°以上３０°以下に傾斜した範囲内に５０％以上存在させることにより上記効果を達成できることを見出した。換言すると、ＮＤ軸とｃ軸のなす角度（ｃ軸の傾き）θが１０°以上３０°以下であるｃ軸を５０％以上確保することにより、衝撃値向上の効果を得ることができる。
以下に、ｃ軸の傾きをその分布について限定した理由について詳細に説明する。
【００２４】
ＮＤ方向に対するα相のｃ軸の傾きθが１０°より小さい場合、つまりｃ軸の板面法線方向への配向傾向が強い場合、熱間圧延による板厚の減少が困難になり、塑性変形による衝撃吸収エネルギーが低下する。また、六方晶の柱面に沿ったき裂進展を生じやすく、底面によるき裂進展方位の分散が生じにくくなるため、衝撃値が低下する。
一方、ＮＤ方向に対するα相のｃ軸の傾きθが３０°より大きい場合、つまりｃ軸の板面方向への配向傾向が強い場合、板面内方位による異方性が増加し、特定の方向のき裂進展に対する抵抗は大きくなるが、異なる方向のき裂進展に対する抵抗は小さくなり、板の衝撃値は低下する。このような現象は、結晶粒毎に板面内に不規則に分散する方位を形成すれば衝撃値の低下は抑制できると推定されるが、展伸材の製造過程では特定の方位が発達する傾向があるため工業的に製造することは困難である。
以上のことから、α相のｃ軸の傾きθが１０〜３０°の範囲であれば、き裂の進展は、柱面あるいは底面に沿って不規則的に生じるため、き裂進展方向が分散され、結果的に耐衝撃性が向上すると推定される。
【００２５】
また、本発明では、上述したような傾きを有するｃ軸の存在率を５０％以上とする必要がある。ここで、このｃ軸の存在率とその数値限定理由について以下に述べる指数を用いて説明する。なお上述したように、ｃ軸の傾きは、ｃ軸がＮＤ方向となす角度θ、ｃ軸とＮＤ方向を含む面がＮＤ方向とＴＤ方向を含む面となす角度φを用いて表す。
まず、ｃ軸の集積度は、θが０°〜９０°、φが−１８０°〜１８０°（全周）の範囲で各々５°間隔で数値化された（０００２）Ｘ線反射相対強度（以下、Ｘ線相対強度という）で表される。本実施形態におけるｃ軸すなわちα相底面（０００１）面の集積度を表す（０００２）極点図の例を図２に示すが、本実施形態におけるｃ軸がＮＤ方向に配向していることが分かる。さらに、ｃ軸がＮＤ方向に対して一定の角度傾斜して存在していることも分かる。
【００２６】
ここで、上記Ｘ線相対強度のφ全周（−１８０°〜１８０°）に渡る平均値を、上記θに対してプロットした例が図３である。さらに、Ｘ線相対強度の平均値（φ＝−１８０〜１８０°）のθ＝０°〜９０°の積分値を１００％としたときに、θ＝１０°〜３０°の範囲に入る比率（％）を指数とする。
本実施形態に係る純チタン板では、上記指数が５０％である必要がある。例えば、図３に示した太実線Ａは本発明例であり、ｃ軸がθ＝２０°付近に集積しており、上記指数は５５％を示す。このように、ｃ軸をθ＝２０°近傍に配向させ、θ＝１０〜３０°の範囲内に５０％させることにより、き裂進展方向を分散させる効果を十分に発揮させることができる。一方、図３中の細実線Ｂに示すように、従来のＢ−ｔｅｘｔｕｒｅでは、θ＝０°で最も高い集積を示すため、指数は４５％と小さくなる。さらに、図３中の点線Ｃに示すように、従来のＳｐｌｉｔＴＤ−ｔｅｘｔｕｒｅの場合には、θ＝３５°付近に集積するため、指数は４７％と小さくなる。つまり、従来の純チタン板では、き裂進展方向の分散効果を有した、ＮＤ方向に対する傾斜が１０〜３０°であるｃ軸の存在率が不十分であるため、特定の面に沿ったき裂が生じやすくなるおそれがある。
従って、本発明による衝撃値向上の効果を得るためには、本指数が５０％以上が必要である。なお、き裂の進展方向をより分散させるには、好ましくは５２％以上であり、より好ましくは、５４％以上である。
【００２７】
次に、本発明の高強度純チタン板の製造方法について説明する。
本発明では、Ｔ−ｔｅｘｔｕｒｅの発達を抑制するとともに、ｃ軸の傾きθを制御することにより耐衝撃性を向上させた高強度純チタン板を製造するために、熱間圧延時の加熱温度および焼鈍条件を規定している。
具体的に、本発明の高強度純チタン板の製造方法は、上述したような化学組成を有するスラブを、加熱温度を８４０℃以上９２０℃未満として一方向に圧下率９５％以上の熱間圧延を行った後、焼鈍を行わないか、あるいは６５０℃以下で３分以下の焼鈍を行うことを特徴とする。
【００２８】
熱間圧延時の加熱温度を８４０℃以上９２０℃未満と規定している。これは、そのｃ軸がＴＤ方向に強く配向したＴ−ｔｅｘｔｕｒｅの発達を抑制するためであり、熱延加熱温度を該温度範囲内として圧延することにより、上述したような傾きθであるｃ軸を有するα相を形成させることができる。一方、加熱温度が９２０℃以上の場合にはβ相の比率が増加しＴ−ｔｅｘｔｕｒｅが発達して、本発明の結晶方位の範囲を外れてしまい、板の衝撃値が低下するおそれがある。Ｔ−ｔｅｘｔｕｒｅの発達をより抑制するためには、好ましくは９１０℃未満である。また、加熱温度が８４０℃以下の場合には、ｃ軸の傾きが本発明の結晶方位の傾きの範囲を外れた０°あるいは３５°付近に比較的強く分布するため、規定した範囲のｃ軸の存在確率が低下する。加熱温度は、好ましくは８５０℃以上である。
【００２９】
また、本発明では、上記温度範囲に加熱後、一方向に圧下率９５％以上の熱間圧延を施すことが必要である。このように圧下率を規定することにより、Ｔ−ｔｅｘｔｕｒｅの発達を抑制するとともに、上述したような傾きを有するｃ軸の存在率を５０％以上とすることができる。
しかし、圧下率が９５％未満であると、ｃ軸の集積がゆるやかになり、上述したような傾きを有するｃ軸の存在確率が５０％未満となる。
【００３０】
また、本発明では、熱延仕上げ温度を６００〜７００℃としている。６００℃以下は圧延時の反力が過大になり、一般の熱間圧延機での製造が困難になるためである。一方、７００℃以上では、再結晶が容易に生じるため、ｃ軸の分布が規定の範囲を外れるためである。
【００３１】
また、本発明では、上記条件のもとで熱間圧延を行った後、焼鈍を行わないか、あるいは６５０℃以下で３分以下の焼鈍を行うこととする。
本発明者らの知見によれば、結晶粒が微細で、かつ、その方位が上記のような一定の範囲に分散した状態であれば、衝撃値は増加する。つまり、結晶方位を分散させ、破壊進展の過程において破面の方位を細かく分散させることにより多量のエネルギーが消費され、結果、耐衝撃性を向上させることができる。しかしながら、熱間圧延後に焼鈍を行うことで、上記熱間圧延工程によって結晶方位を分散させた状態が解消され、さらには再結晶によって特定の結晶方位が支配的となってしまうおそれがある。結晶方位が支配的となれば、特定の方位に沿ったき裂進展が生じやすくなり、き裂進展方位の分散が生じにくくなるため衝撃値が低下してしまう。
したがって、本発明では熱間圧延後の焼鈍を行わないか、あるいは、６５０℃以下、３分以下と規定している。焼鈍を行う場合は、６５０℃より高温あるいは３分よりも長時間の焼鈍を行うと再結晶を生じ、結晶粒の粗大化や特定の結晶方位の増加を招き、衝撃値が低下するため、６５０℃以下、３分以下と低温・低時間とすることが重要である。
【００３２】
上記の条件で熱間圧延および焼鈍を行った場合、板断面の結晶粒はその短軸が２０μm以下である結晶粒が板の断面積の大部分、例えば８０％以上を占める。き裂は結晶粒単位に進展方向が変化するため、結晶粒径が小さい方が、上記のき裂進展方向の分散の効果が大きいと考えられる。一般的には、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表される高強度α＋β型チタン合金のような脆性的な材料においては、ラメラ組織とすることによってき裂進展方向が偏向することの効果が大きいため、粒径あるいはラメラーコロニーサイズが大きい方が耐衝撃性が高いとされている。しかし、α相が主体の純チタンにおいては延性が充分にあるため、高強度α＋β型チタン合金とは機構が異なっていると推定される。
【００３３】
本発明のチタン板は、通常用いられるチタン板の製造方法によって製造することにより、本発明の優れた耐衝撃性を具備することができる。本発明チタン板の代表的な製造工程は次のとおりである。
まず、スポンジチタン、成分調整用添加材を原料として、消耗電極式真空アーク溶解法または電子ビーム溶解法またはプラズマアーク溶解法により、チタン鋳塊とする。この鋳塊から製造された８０〜２５０ｍｍ厚のチタンスラブを加熱し熱間圧延を行い、３〜８ｍｍ厚の熱延板を得ることができる。
【実施例】
【００３４】
以下、実施例により本発明を更に具体的に説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
【００３５】
（実施例１）
表１に示す素材Ｎｏ．１〜６の成分のチタン鋳塊を真空アーク溶解法により製造し、鍛造して８０ｍｍ厚のスラブとした。
【００３６】
【表１】
0005668712.tif 000002
【００３７】
素材Ｎｏ．１〜６のスラブを、表２に示す加熱温度に加熱して熱間圧延を行い、４ｍｍ厚の熱延板とした。なお、このときの圧下率は表２に示すとおりとし、圧延方向は一方向とした。また熱延仕上温度は６００〜７００℃であった。
引き続き、この熱延板に対し、焼鈍無しあるいは６００〜７５０℃、１〜５分の焼鈍を施した後、ショットブラスト、酸洗してスケールを除去した。各素材に対する焼鈍温度及び焼鈍温度を表２に示す。なお、表２中のこれら焼鈍条件における（−）は、焼鈍を行わなかった場合を意味する。
【００３８】
次に、耐衝撃特性の評価方法について説明する。
まず、得られた熱延板から２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取した。なお、試験片長軸の向きをＲＤ方向（圧延方向）に、ノッチ深さをＴＤ方向（板幅方向）に採取したものを試験片Ｌ、試験片長軸の向きをＴＤ方向に、ノッチ深さをＲＤ方向に採取したものを試験片Ｔとした。そして、いずれの試験片も熱延板板厚を試験片厚として採取し、衝撃値を評価した。試験方法はＪＩＳに則り、２３℃にて行った。試験片Ｌ、試験片Ｔを用いて評価した衝撃値を、それぞれ衝撃値Ｌ、衝撃値Ｔとして表２に記載した。なお、衝撃値Ｌと衝撃値Ｔではいずれの場合も衝撃値Ｌの方が小さいため、本実施例においては、衝撃値Ｌのほうで耐衝撃特性を評価した。また、表２中の衝撃値Ｔにける「＞１００」との表記は、測定した衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２超であったことを意味する。また衝撃値Ｌを前記（１）式で示す酸素当量Ｏｅｑに対してプロットした図を図４に示す。
【００３９】
次に、上記熱延板の板厚中央部より、研磨およびエッチングにより試料を作製し、Ｘ線回折による集合組織調査を行い、ｃ軸がθ＝１０°〜３０°の範囲に入る比率を求めた。
ｃ軸の集積度は、上述したように、θ（０°〜９０°）、φ（−１８０°〜１８０°）の範囲で各々５°間隔で数値化された（０００２）Ｘ線反射相対強度で表される。そして、Ｘ線強度のφ全周（−１８０°〜１８０°）に渡る平均値をθに対してプロットし、さらに、Ｘ線相対強度平均値（φ＝−１８０〜１８０°）のθ＝０°〜９０°の積分値を１００％としたときに、θ＝１０°〜３０°の範囲に入る比率（％）を指数とした。
【００４０】
さらに、上記熱延板より引張試験片を採取して引張強さを測定した。なお、試験方法はＪＩＳに則り、試験片は長軸の向きをＲＤ方向（圧延方向）に採取した。
なお、本実施例では、引張強さが６００ＭＰａ以上を合格として評価した。
以上の評価結果について、表２に示す。
【００４１】
【表２】
0005668712.tif 000003
【００４２】
表２に示すＮｏ．１、３、５、６、７、１２、１３が本発明例、Ｎｏ．２、４、８、９、１０、１１、１４、１５、１６、１７は指数が本発明範囲をはずれている比較例である。本発明範囲からはずれる数値にアンダーラインを付している。
【００４３】
Ｎｏ．１とＮｏ．２は，素材Ｎｏ．１の板であり、Ｎｏ．１は指数が５７％と本発明範囲を満たしており、Ｎｏ．２よりも高い衝撃値を示している。Ｎｏ．２は、Ｎｏ．１と同じ加熱温度であるが、焼鈍温度が本発明範囲を外れているために再結晶が生じてしまい、特定の結晶方位が支配的となり、結果、耐衝撃特性が劣化したと考えられる。
同様に、Ｎｏ．３とＮｏ．４は、素材Ｎｏ．２の板であり、Ｎｏ．３は指数が５３％と本発明範囲を満たしており、Ｎｏ．４よりも高い衝撃値を示している。Ｎｏ．４は、Ｎｏ．３と同じ加熱温度であるが、焼鈍温度が本発明範囲を外れているために再結晶が生じてしまい、特定の結晶方位が支配的となり、結果、耐衝撃特性が劣化したと考えられる。
【００４４】
Ｎｏ．５〜１１は、素材Ｎｏ．３の板であり、Ｎｏ．５〜７が本発明範囲の指数を満たしており、Ｎｏ．８〜１１よりも高い衝撃値を示している。Ｎｏ．８および９は、Ｎｏ．５および６と其々同じ加熱温度であるが、焼鈍温度が本発明範囲を外れているために再結晶が生じてしまい、特定の結晶方位が支配的となり、結果、耐衝撃特性が劣化したと考えられる。また、Ｎｏ．１０および１１は、加熱温度が本発明範囲を外れているためにβ相の比率が増加してＴ−ｔｅｘｔｕｒｅが発達してしまい、結果、耐衝撃特性が劣化したと考えられる。
Ｎｏ．１２〜１７は、素材Ｎｏ．４の板であり、Ｎｏ．１２、１３が本発明範囲の指数を満たしており、Ｎｏ．１４〜１７よりも高い衝撃値を示している。Ｎｏ．１４は焼鈍温度が、Ｎｏ．１５〜１７は加熱温度が本発明範囲を外れているために指数が低下し、結果、耐衝撃特性が劣化したと考えられる。
【００４５】
Ｎｏ．１８〜２４は、素材Ｎｏ．４を用いて、焼鈍条件を変化させたものである。
Ｎｏ．１８〜２０は、本発明の焼鈍条件範囲を満たしており、Ｎｏ．２１から２４よりも高い衝撃値を有している。Ｎｏ．２１は焼鈍時間が、Ｎｏ．２２〜２４は焼鈍温度が条件範囲から外れているために再結晶が生じてしまい、特定の結晶方位が支配的となり、結果、耐衝撃特性が劣化したと考えられる。
【００４６】
また、Ｎｏ．２５、２６は、素材Ｎｏ．４を用いて、スラブ厚を変えることで熱間圧延時の圧下率を変化させたものである。Ｎｏ．２５は、圧下率９５％以上を満たしており、高い衝撃値を示している。一方、Ｎｏ．２６は、圧下率が条件範囲から外れているために、ｃ軸の集積が不十分であったため指数が低下し、耐衝撃特性が劣化したと考えられる。
【００４７】
Ｎｏ．２７は素材成分のうち酸素が本発明範囲の下限を下回っており、充分高い衝撃値を有しているが、強度が５７７ＭＰａと６００ＭＰａ未満であった。
Ｎｏ．２８は、素材成分のうち酸素が本発明範囲の上限を上回っており、高い強度を得ることはできたが、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以下と低くなってしまった。
【００４８】
なお、上記、表１に記載のＮｏ．１〜Ｎｏ．２の熱延板を圧下率７５％で、Ｎｏ．3〜Ｎｏ．２３の熱延板を圧下率６０％で、冷間圧延を行ったところ、本発明になる熱延板において、コイルの破断は発生しなかった。つまり、本発明を適用し、板面方向に進展するき裂に対する耐衝撃性を向上させることにより冷間加工する場合に発生する破断を避けることができる。
【図１】
0005668712.tif 000004
【図２】
0005668712.tif 000005
【図３】
0005668712.tif 000006
【図４】
0005668712.tif 000007